KR20150029736A - 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법 - Google Patents

성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법 Download PDF

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신지로 가네코
야스노부 나가타키
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도(TS): 1180㎫ 이상, 전체 신장(EL): 14％ 이상, 구멍 확장률(λ): 30％ 이상 또한 항복비(YR): 70％ 이하인 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.10∼0.35％, Si: 0.5∼3.0％, Mn: 1.5∼4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 0.010∼0.5％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 마이크로 조직은, 면적률로 0∼5％의 폴리고널 페라이트, 5％ 이상의 베이니틱 페라이트, 5∼20％의 마르텐사이트, 30∼60％의 템퍼링 마르텐사이트와, 5∼20％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한 구(舊)오스테나이트의 평균 입경(粒徑)이 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

Description

성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT MOLDABILITY AND SHAPE FIXABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 자동차용 강판으로서의 용도에 적합한 성형성 및 형상 동결성(shape fixability)이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경의 보전의 관점에서 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되어 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하여, 차체 그 자체의 경량화에 의해 연비 향상을 도모하는 움직임이 활발해지고 있다. 자동차 부품과 같이 프레스(press) 가공이나 굽힘 가공에 의해 제품으로 성형되는 강판에는 고강도를 유지하면서 가공에 견딜 수 있는 성형성이 요구된다. 특허문헌 1에서는 템퍼링 마르텐사이트(tempered martensite phase) 및 잔류 오스테나이트(retained austenite phase)를 활용함으로써 고강도와 고가공성의 양립을 실현하고 있다. 그런데, 일반적으로 강판의 강도가 높아짐에 따라, 가공 후의 스프링백(springback)은 커지고, 형상 동결성이 저하된다는 문제가 있다. 특허문헌 1에서는 형상 동결성에 대해서는 검토되어 있지 않으며 개선의 여지가 보인다. 한편으로, 특허문헌 2에서는 페라이트(ferrite), 베이나이트(bainite)와 C농도가 낮은 오스테나이트로 이루어지는 조직을 활용함으로써, YR이 낮고, 형상 동결성이 우수한 강판이 얻어지고 있다. 그러나 신장 플랜지성(stretch flangeability)에 대해서는 평가하고 있지 않아, 충분한 가공성을 갖는다고는 말하기 어렵다. 특허문헌 3에서는 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트를 활용함으로써 고강도와 고연성(high ductility)을 양립시키고 있지만, 형상 동결성에 관해서는 언급되어 있지 않다. 또한, 신장 플랜지성은 절대값으로서는 반드시 높지 않으며, 개선의 여지가 있다.
일본공개특허공보 2009-209450호 일본공개특허공보 2010-126808호 일본공개특허공보 2010-90475호
본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하고, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 인장 강도(tensile strength; TS): 1180㎫ 이상, 전체 신장(total elongation; EL): 14％ 이상, 구멍 확장률(hole expansion ratio; λ): 30％ 이상 또한 항복비(yield ratio; YR): 70％ 이하인 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 항복비(YR)는, 인장 강도(TS)에 대한 항복 강도(YS)의 비(比)이며, YR(％)＝(YS/TS)×100으로 나타난다.
본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하고, 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해, 강판의 성분 조성 및 마이크로 조직(microstructure)의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 것을 발견했다.
합금 원소를 적절히 조정한 후에, 면적률로 0∼5％의 폴리고널(polygonal) 페라이트, 5％ 이상의 베이니틱(bainitic) 페라이트, 5∼20％의 마르텐사이트, 30∼60％의 템퍼링 마르텐사이트와, 5∼20％의 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직으로 하고, 또한 구(舊)오스테나이트의 평균 입경(粒徑; grain diameter)을 15㎛ 이하로 함으로써 고강도와 고성형성 및 고형상 동결성의 양립이 가능해진다.
템퍼링 마르텐사이트 주체 조직에 마르텐사이트가 분산함으로써 형상 동결성이 향상되는 이유에 대해서는 반드시 명확하지는 않지만, 도금 후 또는 도금 합금화 후 냉각시에 템퍼링 마르텐사이트에 접하고 있는 오스테나이트가 마르텐사이트 변태(transformation)하여 템퍼링 마르텐사이트 중에 가동 전위(movable dislocation)가 도입됨으로써 YR이 감소하기 때문인 것 등을 생각할 수 있다. 또한, 구오스테나이트립(粒)을 미세하게 함으로써 λ가 향상되는 이유에 대해서도 명확하지는 않지만, 구오스테나이트립이 미세해짐으로써 어닐링 후 조직의 평균 입경이 작아지고, 신장 플랜지 가공시에 균열의 전파 경로가 많아져 균열의 연결이 억제되기 때문이라고 추측된다.
이러한 마이크로 조직은, 어닐링시에, 500℃∼Ac1점까지를 5℃/s 이상의 평균 가열 속도로, (Ac3점-20℃)∼1000℃까지 가열하고 10∼1000초 유지(holding)한 후, 750℃에서 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지 냉각한 후, 350∼500℃로 가열하고, 10∼600초 유지함으로써 얻어진다.
본 발명은, 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 이하의 발명을 제공한다.
(1) 질량％로, C: 0.10∼0.35％, Si: 0.5∼3.0％, Mn: 1.5∼4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 0.010∼0.5％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 마이크로 조직은, 면적률로 0∼5％의 폴리고널 페라이트, 5％ 이상의 베이니틱 페라이트, 5∼20％의 마르텐사이트, 30∼60％의 템퍼링 마르텐사이트와, 5∼20％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한 구오스테나이트의 평균 입경이 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(2) 추가로, 질량％로, Cr: 0.005∼2.00％, Mo: 0.005∼2.00％, V: 0.005∼2.00％, Ni: 0.005∼2.00％, Cu: 0.005∼2.00％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(3) 추가로, 질량％로, Ti: 0.01∼0.20％, Nb: 0.01∼0.20％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(4) 추가로, 질량％로, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(5) 추가로, 질량％로, Ca: 0.001∼0.005％, REM: 0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(6) 아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(7) (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브(slab)를, 열간 압연하고, 또는 추가로 냉간 압연하고, 그 후 연속 어닐링을 행할 때에 있어서, 500℃∼Ac1점까지를 5℃/s 이상의 평균 가열 속도로, (Ac3점-20℃)∼1000℃의 온도역으로 가열하고 10∼1000초 유지한 후, 750℃에서 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지 냉각한 후, 350℃∼500℃로 가열하고 10∼600초 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하고, 또는 추가로 도금 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도(TS): 1180㎫ 이상, 전체 신장(EL): 14％ 이상, 구멍 확장률(λ): 30％ 이상 또한 항복비(YR): 70％ 이하인 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
1) 성분 조성
C: 0.10∼0.35％
C는, 마르텐사이트나 템퍼링 마르텐사이트 등의 저온 변태상을 생성시켜 TS를 상승시키기 위해 필요한 원소이다. C량이 0.10％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트를 면적률로 30％ 이상 또한 마르텐사이트를 5％ 이상 확보하는 것은 어렵다. 한편, C량이 0.35％를 초과하면, EL이나 스폿(spot) 용접성이 열화된다. 따라서, C량은 0.10∼0.35％, 바람직하게는 0.15∼0.3％로 한다.
Si: 0.5∼3.0％
Si는, 강(鋼)을 고용 강화(solid-solution hardening)하여 TS-EL 균형을 향상시키거나, 잔류 오스테나이트를 생성시키는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Si량을 0.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si가 3.0％를 초과하면, EL의 저하나 표면 성상(性狀), 용접성의 열화를 초래한다. 따라서, Si량은 0.5∼3.0％, 바람직하게는 0.9∼2.0％로 한다.
Mn: 1.5∼4.0％
Mn는, 강의 강화에 유효하며, 마르텐사이트 등의 저온 변태상의 생성을 촉진하는 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Mn량을 1.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn량이 4.0％를 초과하면, EL의 열화가 현저해져, 가공성이 저하된다. 따라서, Mn량은 1.5∼4.0％, 바람직하게는 2.0∼3.5％로 한다.
P: 0.100％ 이하
P는, 입계 편석(grain boundary segregation)에 의해 강을 열화시키고, 용접성을 열화시키기 때문에, 그 양은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 제조 비용의 면 등에서 P량은 0.100％ 이하로 한다.
S: 0.02％ 이하
S는, MnS 등의 개재물로서 존재하고, 용접성을 열화시키기 때문에, 그 양은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 제조 비용의 면에서 S량은 0.02％이하로 한다.
Al: 0.010∼0.5％
Al은, 탈산제(deoxidation agent)로서 작용하며, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 얻으려면, Al량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al량이 0.5％를 초과하면, 연속 주조시의 슬래브 균열의 위험성이 높아진다. 따라서, Al량은 0.010∼0.5％로 한다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 필요에 따라서 이하의 원소의 1종 이상을 적절히 함유시킬 수 있다.
Cr: 0.005∼2.00％, Mo: 0.005∼2.00％, V: 0.005∼2.00％, Ni: 0.005∼2.00％, Cu: 0.005∼2.00％로부터 선택되는 적어도 1종
Cr, Mo, V, Ni, Cu는 마르텐사이트 등의 저온 변태상의 생성에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr, Mo, V, Ni, Cu로부터 선택되는 적어도 1종의 원소의 함유량을 0.005％로 할 필요가 있다. 한편, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 각각의 함유량이 2.00％를 초과하면, 그 효과가 포화되어, 비용 상승을 초래한다. 따라서, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량은 각각 0.005∼2.00％로 한다.
또한, 추가로 Ti: 0.01∼0.20％, Nb: 0.01∼0.20％로부터 선택되는 적어도 1종을 함유할 수 있다.
Ti 및 Nb는, 탄질화물(carbonitrides)을 형성하고, 석출 강화(precipitation hardening)에 의해 강을 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면 Ti 및 Nb의 함유량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 및 Nb의 함유량이 0.20％를 초과하면, 고강도화의 효과는 포화되어, EL이 저하된다. 따라서, Ti 및 Nb의 함유량은 0.01∼0.20％로 한다.
또한, 추가로 B: 0.0005∼0.0050％를 함유할 수 있다.
B는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트 생성을 억제하고, 저온 변태상을 생성하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, B량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B량이 0.0050％를 초과하면, 그 효과가 포화되어, 비용 상승을 초래한다. 따라서, B량은 0.0005∼0.0050％로 한다.
또한, 추가로 Ca: 0.001∼0.005％, REM: 0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 1종을 함유할 수 있다.
Ca, REM은, 모두 황화물(sulfide)의 형태 제어에 의해 가공성을 개선시키는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Ca, REM으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소의 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca, REM의 각각의 함유량이 0.005％를 초과하면, 강의 청정도(cleanliness)에 악영향을 미쳐, 소망하는 특성이 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, Ca, REM의 함유량은 0.001∼0.005％로 한다.
2) 마이크로 조직
폴리고널 페라이트의 면적률: 0∼5％
폴리고널 페라이트의 면적률이 5％를 초과하면, TS 1180㎫ 이상과 구멍 확장률 30％ 이상의 양립이 곤란해진다. 따라서, 폴리고널 페라이트의 면적률은 0∼5％로 한다.
베이니틱 페라이트의 면적률: 5％ 이상
베이나이트 변태는 오스테나이트에 C를 농화시키고, 오스테나이트를 안정화함으로써 EL 상승에 유효한 잔류 오스테나이트를 확보하는 데에 유효하다. 이 효과를 얻으려면, 베이니틱 페라이트의 면적률을 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 그 면적률이 60％를 초과하면 소망하는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 얻는 것이 곤란해지기 때문에, 바람직하게는, 베이니틱 페라이트의 면적률은 5∼60％로 한다.
마르텐사이트의 면적률: 5∼20％
마르텐사이트는 TS의 향상에 유효하다. 또한, YR을 저하시키는 데에 유효하다.
이러한 효과를 얻으려면 마르텐사이트의 면적률이 5％ 이상 필요하다. 한편, 20％를 초과하면 EL이나 구멍 확장률의 저하가 현저해진다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 5∼20％로 한다.
템퍼링 마르텐사이트의 면적률: 30∼60％
템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 30％ 미만이 되면, TS 1180㎫ 이상과 구멍 확장률 30％ 이상의 양립이 곤란해진다. 한편, 그 면적률이 60％를 초과하면, YR의 상승이 현저해져 형상 동결성이 저하된다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 30∼60％로 한다. 또한, 본 발명에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트는 비커스 경도(Vickers hardness)로 250 이상이다.
잔류 오스테나이트의 면적률: 5∼20％
잔류 오스테나이트는, EL의 향상에 유효하다. 이러한 효과를 얻으려면, 잔류 오스테나이트의 면적률을 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 그 면적률이 20％를 초과하면, 구멍 확장률의 저하가 현저해진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 5∼20％로 한다.
구오스테나이트의 평균 입경 15㎛ 이하
구오스테나이트립의 미세화는 λ의 향상에 유효하다. 이러한 효과를 얻으려면 구오스테나이트의 평균 입경을 15㎛ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, 구오스테나이트의 평균 입경은 15㎛ 이하로 한다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 과도하게 작아지면 YR이 상승될 가능성이 있기 때문에 5㎛ 이상이 바람직하다.
또한, 폴리고널 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 이외의 상(phase)으로서 펄라이트(pearlite)를 포함하는 경우도 있지만, 상기의 마이크로 조직의 조건을 충족하고 있으면, 본 발명의 목적은 달성된다.
여기에서, 폴리고널 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이란, 관찰 면적에서 차지하는 각 상의 면적의 비율의 것이며, 폴리고널 페라이트, 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 이하에 나타내는 방법으로 구했다. 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈(nital solution)로 부식하고, 판두께 1/4 위치를 SEM(scanning electron microscope; 주사형 전자현미경)으로 1500배의 배율로 3시야 촬영하고, 이것을 Media Cybernetics사 제조의 Image-Pro를 이용하여 각 시야의 대상 조직을 구분하여 색칠하고, 그 시야에 차지하는 대상 조직의 면적률을 구하고, 각 시야의 면적률의 평균을 대상 조직의 면적률로 했다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률에 대해서는, 강판을 판두께 1/4 위치까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1㎜ 연마한 면에 대해서, X선 회절 장치로 Mo의 Kα선을 이용하여, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211), (220)면의 적분 강도(integrated intensities)를 측정하고, 이들로부터 잔류 오스테나이트의 비율을 구하고, 이 비율을 잔류 오스테나이트의 면적률로 했다. 또한, 구오스테나이트의 평균 입경에 대해서는, 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈로 부식하고, 판두께 1/4 위치를 SEM(주사형 전자현미경)으로 1500배의 배율로 관찰하고, 시야의 구오스테나이트 입계에 둘러싸인 조직의 면적의 합계를 그 개수로 나누어 평균 면적을 구하고, 그 1/2승(square root)을 평균 입경으로 했다.
3) 제조 조건
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 이하와 같이 제조한다. 우선, 상기의 성분 조성을 갖는 슬래브에, 열간 압연, 산세정(pickling)을 행하고, 또는 추가로 냉간압연을 행한다. 그리고, 연속 어닐링으로, 500℃∼Ac1점까지를 5℃/s 이상의 평균 가열 속도로, (Ac3점-20℃)∼1000℃의 온도역으로 가열하고 10∼1000초 유지한 후, 750℃에서 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지 냉각한다. 또한, 강판을 350℃∼500℃로 가열하고 10∼600초 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하고, 또는 추가로 도금 합금화 처리를 행한다. 이하, 상세하게 설명한다.
상기 성분 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브로 하고, 슬래브를 열간 압연한 후, 냉각하여 권취(coil)한다. 열간 압연 후의 권취 온도가 650℃를 초과하면, 검은 얼룩이 생성되어, 도금성이 저하된다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 400℃ 미만에서는 열연판(hot-rolled steel sheet)의 형상이 악화된다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도는 400∼650℃로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 열연판을 산세정하여, 열연판 표층의 스케일(scale)을 제거하는 것이 바람직하다. 산세정 공정은 특별히 한정되지 않고, 상법(common method)이면 좋다. 필요에 따라서, 산세정 후의 열연판을 냉간 압연한다. 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고, 상법이면 좋다. 산세정 후의 열연판 또는 냉간 압연 후의 냉연판(cold-rolled steel sheet)을 이하의 조건으로 연속 어닐링한다.
500℃∼Ac1점까지의 평균 가열 속도: 5℃/s이상
500℃∼Ac1점까지의 평균 가열 속도가 5℃/s 미만에서는 재결정에 의해 오스테나이트가 조대화되어, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 500℃∼Ac1점까지의 평균 가열 속도를 5℃/s 이상으로 한다.
(Ac3점-20℃)∼1000℃의 온도역으로 가열하고 10∼1000초 균열(均熱) 유지
균열 유지 온도가 (Ac3점-20℃) 미만에서는 오스테나이트의 생성이 불충분해져, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 균열 유지 온도가 1000℃를 초과하면, 오스테나이트가 조대화되고, 어닐링 후의 구성상이 조대화되어 인성(toughness) 등을 저하시킨다. 따라서, 균열 유지 온도는 (Ac3점-20℃)∼1000℃로 한다. 균열 유지 시간이 10초 미만에서는 오스테나이트의 생성이 불충분해져, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 균열 유지 시간이 1000초를 초과하면 비용 상승을 초래한다. 따라서, 균열 유지 시간은 10∼1000초로 한다.
750℃에서 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지 냉각
750℃에서 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 15℃/s 미만에서는 냉각 중에 다량의 페라이트가 생성되어, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서 평균 냉각 속도를 15℃/s 이상으로 한다.
냉각 정지 온도: (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)
냉각 도달 온도까지 냉각하면, 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태하고, 그 후의 재가열시나 도금 합금화 처리시에, 마르텐사이트는 템퍼링 마르텐사이트에, 미(未)변태 오스테나이트는 잔류 오스테나이트 혹은 마르텐사이트나 베이나이트가 된다. 이때, 냉각 도달 온도가 (Ms점-30℃)를 초과하면 템퍼링 마르텐사이트량이 불충분해지고, (Ms점-80℃) 미만에서는 미변태 오스테나이트가 현저하게 감소하고, 또한 템퍼링 마르텐사이트가 증가하기 때문에 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 도달 온도는 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)로 한다.
재가열 온도: 350∼500℃
냉각 도달 온도까지 냉각 후, 350∼500℃의 온도역으로 재가열하면, 냉각시에 생성한 마르텐사이트가 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트가 되고, 또한, 미변태 오스테나이트에 C농화가 진행되어, 잔류 오스테나이트로서 안정화된다. 또한, 베이나이트 변태가 진행되고, 베이니틱 페라이트로부터 C가 확산되어 미변태 오스테나이트를 더욱 안정화시킨다. 재가열 온도 350℃ 미만에서는 진행되는 베이나이트 변태가 탄화물(carbide)을 포함하는 베이나이트가 되기 때문에 미변태 오스테나이트에 그다지 C가 농화되지 않아, 잔류 오스테나이트로서의 안정성이 불충분해진다. 한편, 500℃를 초과하면 미변태 오스테나이트가 탄화물을 생성 혹은 펄라이트 변태하기 쉬워져, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도는 350∼500℃로 한다. 바람직하게는 380∼480℃이다.
재가열 온도에서의 유지 시간: 10∼600초
유지 시간이 10초 미만에서는, 베이나이트의 생성이 불충분해지고, 또한, 600초를 초과하면 미변태 오스테나이트가 탄화물을 생성 혹은 펄라이트 변태하기 쉬워져, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서 유지 시간은 10∼600초로 한다.
용융 아연 도금 처리는, 상기에 의해 얻어진 강판을 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕(galvanizing bath) 중에 침지(dipping)하고, 그 후, 가스 와이핑(gas wiping) 등에 의해 도금 부착량을 조정하여 행하는 것이 바람직하다. 또한 아연 도금을 합금화할 때는 460℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에 1초 이상 40초 이하 유지하여 합금화하는 것이 바람직하다. 아연 도금은 Al량이 0.08∼0.18％인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금 합금화 처리를 행한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도(粗度)의 조정 등을 목적으로 조질 압연(skin pass rolling)을 행할 수 있다. 또한, 수지나 유지(油脂) 코팅 등의 각종 도장 처리를 행할 수도 있다.
그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 이하의 조건으로 행하는 것이 바람직하다.
슬래브는, 매크로 편석(macro segregation)을 방지하기 위해, 연속 주조법(continuous casting method)으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot-making method), 박(薄)슬래브 주조법(thin slab casting method)에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 행해도 좋고, 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 가열로(爐)에 장입하여 열간 압연을 행할 수도 있다. 혹은 근소한 보열(heat-retention)을 행한 후에 바로 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우는, 탄화물을 용해시키거나, 압연 하중의 증대를 방지하기 위해, 1100℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 로스(scale loss)의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
슬래브를 열간 압연할 때는, 슬래브의 가열 온도를 낮게 해도 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 조(粗)압연(roughing rolling) 후의 조바(sheet bar)를 가열할 수도 있다. 또한, 조바끼리를 접합하고, 마무리 압연을 연속적으로 행하는, 소위 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 마무리 압연은, 이방성(anisotropy)을 증대시켜, 냉간 압연·어닐링 후의 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, Ar3 변태점 이상의 마무리 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 하중의 저감이나 형상·재질 균일화를 위해, 마무리 압연의 전체 패스(pass) 혹은 일부의 패스로 마찰 계수가 0.10∼0.25가 되는 윤활 압연을 행하는 것이 바람직하다.
권취 후의 강판은, 스케일을 산세정 등에 의해 제거한 후, 열연판을 상기의 조건으로 어닐링하거나, 혹은 열연판을 냉간 압연한 후 상기의 조건으로 어닐링하고, 용융 아연 도금이 행해진다. 냉간 압연을 행하는 경우는, 냉간 압하율을 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연시의 압연 부하를 저감하기 위해, 권취 후의 강판에 열연판 어닐링을 행할 수도 있다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 전로(converter)에 의해 용제하고, 연속 주조에 의해 강슬래브(steel slab)로 했다(표 1 중, N은 불가피적 불순물임). 이들 강슬래브를 1200℃로 가열 후 조압연, 마무리 압연하고, 권취 온도 400∼650℃의 범위에서 권취하여, 판두께 2.3㎜의 열연판으로 했다. 이어서, 일부 배치 처리(batch treatment)에 의해 도달 온도 600℃, 열처리 시간 5시간의 조건으로 연질화(softening treatment)를 행하고, 산세정 후, 판두께 1.4㎜로 냉간 압연하여 냉연 강판을 제조하여 어닐링에 제공했다. 또한 일부, 판두께 2.3㎜까지 열간 압연한 강판을 산세정한 것을 그대로 어닐링에 제공했다. 어닐링은 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 2, 3에 나타내는 조건으로 행하고, 460℃의 도금욕 중에 침지하여, 부착량 35∼45g/㎡의 도금을 형성시키고, 냉각 속도 10℃/s로 냉각하여 용융 아연 도금 강판 1∼29를 제작했다. 또한 일부, 도금 후 추가로 525℃에서 도금 합금화 처리를 행하고, 냉각 속도 10℃/s로 냉각하여, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작했다. 그리고, 얻어진 도금 강판에 대해서, 상기의 방법으로 폴리고널 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, 잔류 오스테나이트의 면적률 및 구오스테나이트의 평균 입경을 측정했다. 또한, 압연 방향과 직각 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 변형 속도 10-3으로 인장 시험을 행했다. 또한, 150㎜×150㎜의 시험편을 채취하고, JFST 1001(일본철강연맹 규격, 2008년)에 준거하여 구멍 확장 시험을 3회 행하여 평균의 구멍 확장률(％)을 구하여, 신장 플랜지성을 평가했다. 결과를 표 4, 5에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
본 발명에서는 YR이 70％ 이하가 되고, 높은 형상 동결성을 갖는 것이 확인되었다. 또한, TS가 1180㎫ 이상, EL이 14％ 이상, λ가 30％ 이상이 되어, 높은 강도와 성형성을 갖는 것이 확인되었다. 따라서, 본 발명예에 의하면, 형상 동결성이 우수한 용융 아연 도금 강판이 얻어져, 자동차의 경량화에 기여하여, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여한다는 우수한 효과를 나타낸다.
본 발명에 의하면, 인장 강도(TS): 1180㎫ 이상, 전체 신장(EL): 14％ 이상, 구멍 확장률(λ): 30％ 이상 또한 항복비(YR): 70％ 이하인 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차용 부품 용도에 사용하면, 자동차의 경량화에 기여하여, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여할 수 있다.

Claims (7)

  1. 질량％로, C: 0.10∼0.35％, Si: 0.5∼3.0％, Mn: 1.5∼4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 0.010∼0.5％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 마이크로 조직은, 면적률로 0∼5％의 폴리고널 페라이트, 5％ 이상의 베이니틱 페라이트, 5∼20％의 마르텐사이트, 30∼60％의 템퍼링 마르텐사이트와, 5∼20％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한 구(舊)오스테나이트의 평균 입경(粒徑)이 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Cr: 0.005∼2.00％, Mo: 0.005∼2.00％, V: 0.005∼2.00％, Ni: 0.005∼2.00％, Cu: 0.005∼2.00％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Ti: 0.01∼0.20％, Nb: 0.01∼0.20％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Ca: 0.001∼0.005％, REM: 0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 일종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, 열간 압연하고, 또는 추가로 냉간 압연하고, 그 후 연속 어닐링을 행할 때에 있어서, 500℃∼Ac1점까지를 5℃/s 이상의 평균 가열 속도로, (Ac3점-20℃)∼1000℃의 온도역으로 가열하고 10∼1000초 유지(holding)한 후, 750℃에서 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-80℃)∼(Ms점-30℃)의 온도역까지 냉각한 후, 350℃∼500℃로 가열하고 10∼600초 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하고, 또는 추가로 도금 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

KR1020157003041A 2012-07-31 2012-07-31 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법 KR20150029736A (ko)

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